JP2012172247A

JP2012172247A - 耐水素脆化特性に優れた高強度ばね用鋼

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Publication number: JP2012172247A
Application number: JP2011038250A
Authority: JP
Inventors: Toshizo Tarui; 敏三樽井; Akira Sakamoto; 昌坂本; Daisuke Hiragami; 大輔平上; Tetsushi Senda; 徹志千田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-02-24
Filing date: 2011-02-24
Publication date: 2012-09-10
Anticipated expiration: 2031-02-24
Also published as: JP5655627B2

Abstract

【課題】高強度で、優れた耐遅れ破壊特性および耐腐食疲労破壊特性が得られる優れた耐水素脆化特性を有する高強度ばね用鋼を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．４０〜０．６５％、Ｓｉ：１．８〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．０１〜０．５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるとともに、表面から１ｍｍまでの深さにおけるＭｎの最大濃度と最小濃度の比が１．５以下であり，非拡散性水素量が０．３ｐｐｍ未満である耐水素脆化特性に優れた高強度ばね用鋼とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車用懸架ばねの材料などに好適に用いることができる耐水素脆化特性に優れた高強度ばね用鋼に関するものである。

自動車や産業機械の高性能化、軽量化に伴って、自動車用懸架ばねの高強度化や、耐遅れ破壊特性および耐腐食疲労破壊特性の向上が求められている。しかし、一般に、ばねの強度が高くなるにつれて、耐水素脆化特性が劣化して耐遅れ破壊特性および耐腐食疲労破壊特性が劣化する。水素脆化は、ばねの表面に施された塗装の損傷などにより、表面に腐食が生じ、腐食を起点として孔食が発生し、孔食から侵入した水素が鋼を脆化させることによって生じる。

従来、ばね鋼およびばねの耐水素脆化特性を向上させる技術としては、大型介在物の個数、あるいは大型介在物の体積率を制御する技術が提案されている（例えば、特許文献１参照）。
また、旧オーステナイト結晶粒を従来よりも大幅に微細化することによって高強度化による延性、靭性、耐遅れ破壊特性の低下を防止する技術が提案されている（例えば、特許文献２参照）。

特開平１０−１７４６号公報特開２００４−１４３４８２号公報

しかしながら、従来の技術では、高強度ばね用鋼の耐水素脆化特性が不十分であるため、耐遅れ破壊特性および耐腐食疲労破壊特性が不十分であった。このため、高い強度を有し、なおかつ、優れた耐水素脆化特性を有する高強度ばね用鋼を提供することが要求されていた。
本発明は、上記の課題に鑑みてなされたものであって、高強度で優れた耐水素脆化特性を有する高強度ばね用鋼を提供することを目的とする。

本発明者は、上記課題を解決するために、鋭意検討した。その結果、高強度ばね用鋼の表面におけるＭｎのミクロ偏析が大きいと、環境から侵入した水素に起因する水素脆化（遅れ破壊、腐食疲労、内部疲労破壊）が生じやすいことを見出した。特に、Ｍｎのミクロ偏析によって硬化した部分では、遅れ破壊および疲労破壊が生じ易くなる。これは、ばねの焼入れ・焼戻し後、Ｍｎのミクロ偏析部の硬さが周辺に比べて高くなり、同時に、粒界を脆化させるＰもＭｎのミクロ偏析部に偏析しており、水素の影響を非常に受けやすくなっているためであると考えられる。

また、非拡散性水素量の増加によって、介在物を起点として生じる内部疲労破壊の頻度が増加することから、内部疲労破壊は介在物以外に非拡散性水素も影響することが明確になった。すなわち、ばね鋼に繰り返し応力が負荷された場合は、拡散性水素に起因する遅れ破壊や腐食疲労に加えて、介在物の近傍にトラップされた非拡散性水素による内部疲労破壊が発生することがわかった。

次に、本発明者は、高強度ばねの表面に発生する、水素の侵入する孔食について調べ、通常、孔食の深さは１００μｍ〜２００μｍの範囲であることを確認した。本発明者は、更に検討を進め、孔食の深さに比べて十分に深い位置、具体的には高強度ばね用鋼の表面から１ｍｍまでの深さにおけるＭｎのミクロ偏析を低減させることで、遅れ破壊および腐食疲労を抑制できることを見出した。
更に、Ｍｎがミクロ偏析した部分では、オーステナイトが安定になるため変態温度が低下し、非拡散性水素量が増加しやすくなる。このため、Ｍｎのミクロ偏析を低減させることが、非拡散性水素に起因する内部疲労破壊の防止にも有効であることを見出した。

そこで、本発明者は、高強度ばね用鋼の表面から１ｍｍまでの深さにおけるＭｎのミクロ偏析を低減させるべく、検討を重ねた。その結果、所定成分からなり、表面から１ｍｍまでの深さにおけるＭｎの最大濃度と最小濃度の比（以下、Ｍｎミクロ偏析度）が１．５以下であり、更に非拡散性水素量が０．３ｐｐｍ未満の高強度ばね用鋼とすることで、高い強度を有する高強度ばね用鋼であっても、表面におけるＭｎのミクロ偏析を十分に低減でき、優れた耐水素脆化特性が得られることを見出し、本発明を完成させた。

本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．４０〜０．６５％、Ｓｉ：１．８〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．０１〜０．５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるとともに、表面から１ｍｍまでの深さにおけるＭｎの最大濃度と最小濃度の比が１．５以下であり、非拡散性水素量が０．３ｐｐｍ未満であることを特徴とする耐水素脆化特性に優れた高強度ばね用鋼。

（２）質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の耐水素脆化特性に優れた高強度ばね用鋼。
（３）質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７％、Ｚｒ：０．００１〜０．０７％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の耐水素脆化特性に優れた高強度ばね用鋼。

本発明の高強度ばね用鋼は、所定成分からなり、表面から１ｍｍまでの深さにおけるＭｎミクロ偏析度が１．５以下であり、更に非拡散性水素量が０．３ｐｐｍ未満であるので、引張強さが１８００ＭＰａ以上の高い強度を有し、なおかつ、鋼の表面におけるＭｎのミクロ偏析を十分に低減でき、優れた耐水素脆化特性が得られる。
したがって、本発明の高強度ばね用鋼は、自動車用懸架ばねの材料として好適に用いることができる。

以下、本発明について詳細に説明する。まず、本発明の高強度ばね用鋼の成分について説明する。
本発明の高強度ばね用鋼は、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．６５％、Ｓｉ：１．８〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．０１〜０．５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものである。

Ｃ：Ｃは強度を得るために必要な元素であるため０．４０％以上含有させる。しかし、０．６５％を超えてＣを含有させると靭性が低下する。このため、Ｃの含有量を０．４０〜０．６５％の範囲にする。Ｃの含有量の好適範囲は０．４５〜０．６０％である。
Ｓｉ：Ｓｉは高強度ばね用鋼の強度やへたり特性を高めるために有効な元素であるので１．８％以上含有させる。しかし、３．０％を超えてＳｉを含有させると圧延や熱処理時の脱炭が助長されて、疲労特性が低下する。このためＳｉの含有量を１．８〜３．０％の範囲にする。Ｓｉの含有量の好ましい下限は２．０％、好ましい上限は２．８％である。

Ｍｎ：Ｍｎは焼入れ性を向上するのに有効な元素であるとともに高強度ばね用鋼中のＳをＭｎＳとして固定することによって熱間脆性を防止する効果があるため０．１％以上含有させる。しかし、０．５％を超えてＭｎを含有させると、Ｍｎのミクロ偏析を助長して、表面から１ｍｍまでの深さにおけるＭｎミクロ偏析度を大きくするため、耐水素脆化特性が不十分になるとともに、靭性が低下する。このため、Ｍｎの含有量を０．１〜０．５％の範囲にする。Ｍｎの含有量の好ましい下限は０．２％、好ましい上限は０．４５％である。

また、本発明の高強度ばね用鋼は、表面から１ｍｍまでの深さにおけるＭｎミクロ偏析度が１．５以下であるものである。上記の比が１．５を超えると、高強度ばね用鋼の表面におけるＭｎのミクロ偏析が大きくなり、耐水素脆化特性が不十分となる。Ｍｎミクロ偏析度の好適範囲は、１．２５以下である。高強度ばね用鋼のＭｎミクロ偏析度を低減するには、熱間圧延前に鋼片のＭｎのミクロ偏析を抑制しておくことが必要である。

Ｐ：ＰはＭｎの偏析部に共偏析して粒界を脆化させ、耐水素脆化特性を顕著に低下させる効果があるので含有量を０．０１０％以下に制限する必要があり、極力含有量を少なくすることが好ましい。Ｐの含有量の好適範囲は０．００８％以下である。
Ｓ：Ｓは旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、耐水素脆化特性を顕著に低下させる効果があるので０．０１５％以下に制限する必要があり、極力含有量を少なくすることが好ましい。Ｓの含有量の好適範囲は０．０１０％以下である。

Ｃｒ：Ｃｒは焼入れ性を向上するのに有効な元素であり、かつ高強度ばね用鋼に焼戻し軟化抵抗を付与する効果があるため０．０１％以上が含有されていてもよいが、含有量が０．５％を超えると、高強度ばね用鋼に侵入する水素が多くなり、耐水素脆化特性、特に疲労破壊特性が不十分となるので０．５％以下にする必要がある。Ｃｒの含有量の好適範囲は０．４５％未満であり、０．４０％以下がより好ましい。

Ｖ：Ｖは高強度ばね用鋼中での水素の拡散・集積を抑制して、耐水素脆化特性を向上させるとともに、高強度ばね用鋼のへたり特性を高めるために有効な元素であるので０．０１％以上含有させる。しかし、０．５％を超えてＶを含有させると、非拡散性水素量が増加し、疲労特性が劣化する。このため、Ｖの含有量を０．０１〜０．５％の範囲にする。Ｖの含有量の好ましい下限は０．０５％、より好ましい下限は０．１０％である。Ｖの含有量の好ましい上限は０．４％、より好ましい上限は０．３５％である。

また、本発明の高強度ばね用鋼は、質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％の１種又は２種以上を含有していてもよい。
Ｍｏ：Ｍｏは焼入れ性を向上するのに有効な元素であり、かつ焼戻し時に微細な炭化物として析出することによって高強度ばね用鋼に強度を付与する効果があるため０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、１．０％を超えてＭｏを含有させてもその効果は飽和するため、１．０％以下含有させることが好ましい。したがって、Ｍｏの含有量は０．０１〜１．０％であることが好ましい。Ｍｏの含有量のより好ましい下限は０．１５％、より好ましい上限は０．５％である。

Ｎｉ：Ｎｉは焼入れ性を向上するのに有効な元素であり、かつ高強度ばね用鋼の靭性や耐食性を向上する効果があるため０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、１．０％を超えてＮｉを含有させると残留オーステナイト量が増加し、高強度ばね用鋼の強度が低下するため１．０％以下含有させることが好ましい。したがって、Ｎｉの含有量は０．０１〜１．０％にすることが好ましい。Ｎｉの含有量のより好ましい下限な０．１５％、より好ましい上限は０．５％である。

Ｃｕ：Ｃｕは高強度ばね用鋼の耐食性を向上する効果があるため０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、０．５％を超えてＣｕを含有させると、熱間延性が低下し、熱間圧延時の割れ、疵の発生を助長し、高強度ばね用鋼の製造性を損なうため０．５％以下含有させることが好ましい。したがって、Ｃｕの含有量は０．０１〜０．５％であることが好ましい。Ｃｕの含有量のより好ましい下限は０．１５％、より好ましい上限は０．３％である。

Ｂ：Ｂは高強度ばね用鋼の焼入れ性を向上するのに有効な元素であるため０．０００１％以上含有させることが好ましい。しかし、０．００５％を超えてＢを含有させると、高強度ばね用鋼の靭性が低下するため０．００５％以下含有させることが好ましい。したがって、Ｂの含有量は０．０００１〜０．００５％にすることが好ましい。Ｂの含有量のより好ましい下限は０．００１５％、より好ましい上限は０．００３％である。

さらに、本発明の高強度ばね用鋼は、質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７％、Ｚｒ：０．００１〜０．０７％の１種又は２種以上を含有していてもよい。
Ａｌ：Ａｌは脱酸および結晶粒の微細化に有効な元素であるため、０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、０．１％を超えてＡｌを含有させると、高強度ばね用鋼中にアルミナ系の介在物が多く生成されて、介在物に起因する疲労破壊が生じやすくなる。このため、Ａｌの含有量を０．００１〜０．１％にすることが好ましい。Ａｌの含有量のより好ましい下限は０．００５％、より好ましい上限は０．０３％である。

Ｔｉ：Ｔｉの含有量は、高強度ばね用鋼中の結晶粒内および粒界に微細な介在物である炭窒化物を析出し、介在物が水素脆性の原因となる水素をトラップして耐水素脆化特性を向上させるとともに、靭性およびへたり特性を向上させるため０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、０．０５％を超えてＴｉを含有させると、炭窒化物の大きさが大きくなるとともに炭窒化物の個数が多くなり、炭窒化物に起因する疲労破壊が生じやすくなるため０．０５％以下含有させることが好ましい。したがって、Ｔｉの含有量は０．００１〜０．０５％にすることが好ましい。Ｔｉの含有量のより好ましい下限は０．００５％、より好ましい上限は０．０２％である。

Ｎｂ：Ｎｂは高強度ばね用鋼中の結晶粒の微細化に有効な元素であるため０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、０．０７％を超えてＮｂを含有させてもその効果は飽和するため０．０７％以下含有させることが好ましい。したがって、Ｎｂの含有量は０．００１〜０．０７％にすることが好ましい。Ｎｂの含有量のより好ましい下限は０．００５％、より好ましい上限は０．０２％である。

Ｚｒ：ＺｒはＳと結合してＺｒＳあるいはＺｒＳを主成分とする硫化物を生成し、耐水素脆化特性を向上させる効果がある。更に、結晶粒の微細化に有効な元素であるため０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、０．０７％を超えてＺｒを含有させてもその効果は飽和するため０．０７％以下含有させることが好ましい。したがって、Ｚｒの含有量は０．００１〜０．０７％にすることが好ましい。Ｚｒの含有量のより好ましい下限は０．００５％、より好ましい上限は０．０２％である。

ＮおよびＯは不可避的不純物であり、特に上限は規定しない。
ただし、Nが過剰に含まれる場合、ばね用鋼の靭性が低下し、冷間でのばね成形時に折損が起こり易くなることがあるため、上限を制限することが好ましい。Ｎ量の好ましい上限は０．０１％、より好ましい上限は０．００７％、更に好ましい上限は０．００５０％である。
また、Ｏ量が増加すると、介在物量が増加し、内部疲労破壊が起こり易くなることがあるため、Ｏ量も上限を制限することが好ましい。Ｏ量の好ましい上限は０．００５％、より好ましい上限は０．００３％、更に好ましい上限は０．００２％である。

また、本発明の高強度ばね用鋼は、非拡散性水素量が０．３ｐｐｍ未満のものであることが好ましい。非拡散性水素は、高強度ばね用鋼中の結晶粒内および粒界に存在する介在物にトラップされている水素であり、介在物を起点に発生する内部疲労破壊を促進するものである。非拡散性水素量が０．３ｐｐｍ未満である場合、より一層優れた耐水素脆化特性が得られるとともに、優れた内部疲労破壊特性が得られる。より好適な非拡散性水素量は、０．２ｐｐｍ未満である。非拡散性水素量は、製鋼時の脱ガス処理、介在物のサイズおよび数の低減、連続鋳造時の冷却速度の低下、熱間圧延の加熱温度の上昇、保持時間の増加、熱間圧延後の冷却速度の低下、焼戻し温度の上昇、等によって低減することができる。

次に、本発明の高強度ばね用鋼の製造方法について説明する。
本発明の高強度ばね用鋼を製造するには、上記の化学成分を有する鋼を溶製し、鋳造して鋼片とする工程と、鋼片を熱間圧延して冷却し、熱間圧延線材とする工程と、熱間圧延線材を焼入れ・焼戻しする工程とを行う。鋳造後の鋼片の断面のサイズが大きい場合には、熱間圧延の前に熱間加工（分塊圧延）を実施し、断面のサイズを調整してもよい。

本発明の高強度ばね用鋼のＭｎミクロ偏析度を１．５以下にするには、熱間圧延前に鋼片のＭｎのミクロ偏析度を１．８以下に低減しておくことが必要である。鋼片のＭｎミクロ偏析度が１．８を超えると、最適な熱間圧延を行っても熱間圧延後のＭｎミクロ偏析度を１．５以下にすることが困難になる。Ｍｎミクロ偏析度が１．８以下の鋼片を製造する方法として、以下のＸ、Ｙの一方または両方の処理を行うことが好ましい。

Ｘ：連続鋳造時に電磁撹拌または軽圧下、若しくは両方の処理を行う。
Ｙ：鋼片に１１００℃以上で３時間以上保持する均熱処理を行う。均熱処理の好ましい温度は１２００℃以上、好ましい保持時間は５時間以上、より好ましくは１０時間以上である。均熱処理温度の好ましい上限は、加熱炉の能力や損傷を考慮すると、１３００℃以下である。均熱処理の保持時間の上限は特に制限されるものではないが、生産性の観点から、３０時間以下が好ましく、２０時間以下がより好ましい。

また、熱間圧延は、真歪みで圧下率が４以上となるように行う。圧下率を上記範囲とすることで、表面から１ｍｍまでの深さにおけるＭｎミクロ偏析度を１．５以下とすることができる。ここで、真歪みは、ｌｎ（鋼片の断面積／熱間圧延線材の断面積）である（ｌｎは自然対数）。圧下率が上記範囲未満であると、Ｍｎミクロ偏析度を１．５以下に制御することが困難となる。

また、本発明の高強度ばね用鋼の非拡散性水素量を０．３ｐｐｍ未満とするには、以下のＡ〜Ｆのうち、２以上の方法を行うことが好ましい。
Ａ：製鋼時の溶鋼中の水素量を脱ガス処理によって２．５ｐｐｍ以下に低減する。より好ましくは、２．０ｐｐｍ以下に低減する。
Ｂ：ＭｎＳ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２など硫化物、酸化物およびこれらの複合の介在物サイズの低減および介在物数を低減する。特に好ましい条件は介在物サイズの低減であり、最大厚みを３０μｍ以下にする。介在物サイズおよび介在物数を低減するためには、Ｓが０．０１％以下、Ｏが０．００３０％以下にすることが好ましい条件である。

Ｃ：連続鋳造時の凝固後の冷却速度を低下させる。特に、８００〜４００℃の平均冷却速度を３００℃／時間未満とするのが好ましい条件である。
Ｄ：熱間圧延の際の鋼片加熱温度を高温にし、更に加熱保持時間を長くする。好ましい条件は、加熱温度が１１００℃以上、保持時間が３０分以上である。加熱温度及び保持時間の好ましい上限は、組織の粗大化を抑制するという観点から、それぞれ、１２５０℃以下及び２時間以下である。
Ｅ：熱間圧延後の鋼材の冷却速度を低下させる。特に、パーライト変態後の冷却速度、具体的には５００〜１００℃の平均冷却速度を１０℃／秒以下とする。
Ｆ：焼入れ後の焼戻し温度を４５０℃以上にする。

「実施例」
以下に示す製造方法により、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３３の高強度ばね用鋼を製造し、以下に示すように評価した。
すなわち、鋼片は表１に示す化学成分を有する鋼（Ｓ１〜Ｓ２７）を溶製し、表２に示す製造条件で、鋼片の製造、熱間圧延を行うことにより熱間圧延線材とした後、焼入れ・焼戻し処理を行って、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３３の高強度ばね用鋼を製造した。焼入れ温度は９７５℃、焼戻し温度は３５０〜４８０℃で行い、引張強さを調整した。

なお、表２に示す製造条件に示す、Ｘ、Ｙは、上述したＭｎミクロ偏析度が１．８以下の鋼片を製造する処理であり、Ａ〜Ｆは、上述した高強度ばね用鋼の非拡散性水素量を０．３ｐｐｍ未満とする方法である。

このようにして得られたＮｏ．１〜Ｎｏ．３３の高強度ばね用鋼について、以下に示す方法により鋼片および高強度ばね用鋼の「表面から１ｍｍまでの深さにおけるＭｎの偏析度（Ｍｎミクロ偏析度）」「非拡散性水素量」を求め、表２に示した。更に、以下に示す方法により「耐水素脆化特性」「内部疲労破壊特性」を評価した。その結果を引張強さとともに表３に示す。なお、冷間でのばね成形を行って、折損が発生した高強度ばね用鋼については、「耐水素脆化特性」及び「内部疲労破壊特性」の評価を行わなかった。

表面から１ｍｍまでの深さにおけるＭｎの偏析度の測定方法は、以下の通りである。熱間圧延線材を用いて、焼入れ・焼戻し処理したばね用鋼を長手方向に切断、鏡面研磨を行い、Ｍｎミクロ偏析度の調査用試料を作製した。調査用試料を用いて、表層部から１ｍｍの深さまでＭｎのライン分析を行い、Ｍｎの定量分析を行った。分析に用いた機器は、Ｘ線マイクロアナライザーである。なお、最表層部はＭｎの分析が困難なため、より詳細には、表層部から０．１〜１．０ｍｍまでの範囲をライン分析した。ライン分析は３箇所で測定し、ライン分析で得られたＭｎ濃度の最大値と最小値を求め、その比をＭｎミクロ偏析度とした。
なお、鋼片のＭｎミクロ偏析度は、鋼片表層部から０．１〜２０ｍｍまでの深さまで３箇所のライン分析を行い、ライン分析で得られたＭｎ濃度の最大値と最小値を求め、その比をＭｎミクロ偏析度とした。

非拡散性水素量の測定方法は、以下の通りである。熱間圧延後に焼入れ・焼戻しを行った試料を１００ｍｍに切断し、鋼材表層のスケールをエメリー紙で除去した後、ガスクロマトグラフを用いた昇温水素分析装置で測定する。より具体的には、
（ｉ）鋼材を室温から８００℃まで１００℃／ｈｒの昇温速度で加熱し、鋼材から放出される水素量を測定し、
（ｉｉ）上記（ｉ）で昇温した鋼材を昇温水素分析装置内で室温まで冷却し、再び、室温から８００℃まで１００℃／ｈｒの昇温速度で加熱し、放出される水素量、すなわち、「バックグラウンドの水素量」を測定し、
（ｉｉｉ）上記（ｉ）の水素量から上記（ｉｉ）の水素量を引いた値を鋼材中に含まれる「非拡散性水素量」として求めた。

耐水素脆化特性は、試験片に水素チャージを行って、耐遅れ破壊特性と耐腐食疲労特性について評価を行った。
遅れ破壊試験は、焼入れ・焼戻し後に孔食を模擬するために応力集中係数が３．５の円周切欠き遅れ破壊試験片を用いて行った。遅れ破壊試験片に陰極水素チャージで０．５ｐｐｍの拡散性水素をチャージし、その後、引張破断荷重さ×０．３の定荷重を付与して、遅れ破壊試験を行った。１０本の遅れ破壊試験を行い、遅れ破壊しない場合、耐遅れ破壊特性は良好（○印）であると判定した。１本でも遅れ破壊が起きた場合は、耐遅れ破壊特性が不良（×印）であると判定した。

疲労特性は、遅れ破壊試験と同様に、焼入れ・焼戻し後に孔食を模擬するために応力集中係数が３．５の切欠き疲労試験片を作製し、最大繰返し数１０⁷回の疲労限度σを求めた。また、切欠き疲労試験片に陰極水素チャージで０．５ｐｐｍの拡散性水素をチャージし、最大繰返し数１０⁷回の疲労限度σ_Hを求めた。σとσ_Hの比（＝σ_H／σ）が０．９以上であれば、疲労における耐水素脆化特性が良好であると判定した。

内部疲労損傷特性の評価は、以下の条件で行った。焼入れ・焼戻し後に平滑の疲労試験片を製作し、疲労試験を行った。疲労試験で繰返し数が１０^８回の条件での疲労限度を求めた。疲労限度が引張強さの０．４以上であれば、内部疲労損傷特性が良好であると判定した。

表３に示すように、本発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．１７では、引張強さが１８００ＭＰａ以上の高強度ばね用鋼になっており、表２に示すように、Ｍｎミクロ偏析度は１．５以下、非拡散性水素量は０．３ｐｐｍ未満となっている。この結果、表３に示すように、耐遅れ破壊特性および疲労特性が良好であり、優れた耐水素脆化特性を有する高強度ばね用鋼が実現できている。更に、内部疲労破壊特性に対しても良好な高強度ばね用鋼になっている。

これに対して、本発明の比較例であるＮｏ．１８〜Ｎｏ．２９は、いずれも化学成分が不適切な例である。すなわち、Ｎｏ．１８、１９は、いずれもＳｉ含有量が低すぎるために、焼入れ・焼戻し処理の引張強さが１８００ＭＰａに到達しなかった例である。Ｎｏ．２０、２１は、いずれもＭｎの含有量が多すぎてＭｎミクロ偏析度が高くなり、これに伴い、非拡散性水素量が増加し、耐水素脆化特性および内部疲労破壊特性が劣化した例である。

Ｎｏ．２２はＳ含有量が多すぎ、Ｎｏ．２３はＰ含有量が多すぎて、いずれも耐水素脆化特性が劣化した例である。Ｎｏ．２４はＭｎ含有量およびＰ含有量が多すぎたため、Ｍｎミクロ偏析度および非拡散性水素量が高くなり、耐水素脆化特性および内部疲労破壊特性が悪化した例である。

Ｎｏ．２５はＣｒ含有量が多すぎたために、耐水素脆化特性の疲労破壊特性が低下した例である。Ｎｏ．２６はＶ含有量が多すぎたために、非拡散性水素量が増加し、内部疲労破壊特性が劣化した例である。Ｎｏ．２７はＳｉ含有量が多すぎたために、熱間圧延と焼入れ・焼戻し処理の製造工程で著しい脱炭が生じた。この結果、介在物を起点とした内部疲労破壊は生じなかったものの疲労破壊特性が劣化した例である。

Ｎｏ．２８は、鋳造時に電磁撹拌及び軽圧下を行わず、鋼片に均熱処理を施さなかった例であり、鋼片のＭｎミクロ偏析度が高くなっている。この結果，ばね用鋼のＭｎミクロ偏析度が高くなり、耐水素脆化特性および内部疲労破壊特性が低下している。Ｎｏ．２９は、熱間圧延の圧下率が低すぎたためにＭｎミクロ偏析度が高くなり、耐水素脆化特性および内部疲労破壊特性が劣化した例である。

Ｎｏ.３０は，Ｍｎの含有量が低すぎるため、Ｎｏ.３１はＣの含有量が低すぎるために、引張強さが低下した例である。Ｎｏ.３２はＣの含有量が高すぎるために靭性が低下し、この結果、冷間でのばね成形時に折損が発生した例である。Ｎｏ.３３はＶの添加量が低すぎるために、耐水素脆化特性が向上しなかった例である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．４０〜０．６５％、
Ｓｉ：１．８〜３．０％、
Ｍｎ：０．１〜０．５％、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｖ：０．０１〜０．５％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるとともに、表面から１ｍｍまでの深さにおけるＭｎの最大濃度と最小濃度の比が１．５以下であり、非拡散性水素量が０．３ｐｐｍ未満であることを特徴とする耐水素脆化特性に優れた高強度ばね用鋼。
質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５％、
Ｂ：０．０００１〜０．００５％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐水素脆化特性に優れた高強度ばね用鋼。
質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０７％、
Ｚｒ：０．００１〜０．０７％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐水素脆化特性に優れた高強度ばね用鋼。